авторефераты диссертаций БЕСПЛАТНАЯ  БИБЛИОТЕКА

АВТОРЕФЕРАТЫ КАНДИДАТСКИХ, ДОКТОРСКИХ ДИССЕРТАЦИЙ

<< ГЛАВНАЯ
АГРОИНЖЕНЕРИЯ
АСТРОНОМИЯ
БЕЗОПАСНОСТЬ
БИОЛОГИЯ
ЗЕМЛЯ
ИНФОРМАТИКА
ИСКУССТВОВЕДЕНИЕ
ИСТОРИЯ
КУЛЬТУРОЛОГИЯ
МАШИНОСТРОЕНИЕ
МЕДИЦИНА
МЕТАЛЛУРГИЯ
МЕХАНИКА
ПЕДАГОГИКА
ПОЛИТИКА
ПРИБОРОСТРОЕНИЕ
ПРОДОВОЛЬСТВИЕ
ПСИХОЛОГИЯ
РАДИОТЕХНИКА
СЕЛЬСКОЕ ХОЗЯЙСТВО
СОЦИОЛОГИЯ
СТРОИТЕЛЬСТВО
ТЕХНИЧЕСКИЕ НАУКИ
ТРАНСПОРТ
ФАРМАЦЕВТИКА
ФИЗИКА
ФИЗИОЛОГИЯ
ФИЛОЛОГИЯ
ФИЛОСОФИЯ
ХИМИЯ
ЭКОНОМИКА
ЭЛЕКТРОТЕХНИКА
ЭНЕРГЕТИКА
ЮРИСПРУДЕНЦИЯ
ЯЗЫКОЗНАНИЕ
РАЗНОЕ
КОНТАКТЫ


Pages:     | 1 ||

«РОССИЙСКАЯ АКАДЕМИЯ НАУК СИБИРСКОЕ ОТДЕЛЕНИЕ ИНСТИТУТ ФИЗИКИ ПОЛУПРОВОДНИКОВ На правах ...»

-- [ Страница 2 ] --

форму, так как кремний поступает на границу раздела капля-кристалл только через небольшую площадь соприкосновения между материалом затравки и вершиной вискера, значительно меньшую среднего сечения капли. Капля достаточно больших размеров тоже будет находиться на вершине тонкого столбика. Такая форма границы раздела капля-вискер приводит к неустойчивости капли. В этом случае часто наблюдается уход капли с вершины, приводящий к прекращению роста (рис. 3.2б). Проведенные исследования показали, что оптимальным с точки зрения скорости роста и вертикальности кристаллов является сочетание обоих путей встраивания Si под каплю: по периметру капли и за счет диффузии через объем капли (рис. 3.3). На рис. 3.3 видно, что боковая поверхность модельных кристаллов огранена плоскостями (111). Фасетирование такими плоскостями наблюдалось экспериментально при росте Si вискеров с достаточно малыми диаметрами (~13 нм) [48]. Отсутствие фасеток другой ориентации ((211), (110)), по видимому, связано с тем, что при моделировании не учитывалась реконструкция поверхности.

3.2. Морфология НВ в зависимости от условий роста Было проведено сравнение морфологии НВ, полученных в режиме CVD и МЛЭ роста. При моделировании эти режимы отличались типом осаждаемых частиц (атомарный и молекулярный поток) и углом их падения. На рис. 3. показаны трехмерные изображения нановискеров, полученных при случайном угле падения частиц на подложку (рис. 3.4а) и при неизменном угле падения частиц (рис. 3.4б). Видно, что при случайном угле падения скорость роста НВ выше. При вертикальном осаждении вещество, собираясь с подложки, достигает капли, диффундируя вдоль всей длины вискера. А при произвольном угле падения часть частиц осаждается непосредственно на боковые стенки вискера, оказываясь ближе к вершине. В этом случае меньшая доля частиц Рис. 3.3. Фрагмент 3D-изображения модельной поверхности: сочетание механизма ПЖК и встраивания Si вдоль тройной линии (T=800 K, F=0.1 МС/с, t=651 с, d0=6 нм, размер поверхности 50х50 а.м.).

Рис. 3.4. Трехмерные изображения вискеров при случайном (а) и перпендикулярном (б) угле падения частиц на подложку. R=3 нм, T=800 K, F=0.05 МС/с.

встраивается в изломы на боковых стенках. Это является одной из причин меньшей длины и большей толщины вискеров при МЛЭ росте, чем при CVD.

Качество границы раздела капля-вискер и характер зарождения каждого нового слоя вискера могут определять дальнейшую морфологию растущего НВ.

Исследовался процесс зарождения на границе раздела капля-подложка при различных температурах и скоростях осаждения. На рис. 3.5a-в показаны сечения границы раздела при различных условиях роста. Переход от полицентрического (рис. 3.5a) к моноцентрическому зарождению возможен либо при увеличении ростовой температуры (рис. 3.5б), либо при уменьшении потока (рис. 3.5в). Эта тенденция изображена в виде кривой F(T), разделяющей области моно- и полицентрического зарождения (рис. 3.5г). Область I соответствует моноцентрическому зарождению, а область – II полицентрическому.

Рис. 3.6 иллюстрирует зависимость распределения зародышей нового слоя полупроводникового материала на границе раздела от вклада диффузионной компоненты в процесс роста НВ. При малой диффузионной составляющей зародыши распределены случайным образом (рис. 3.6а, 1). Увеличение диффузионной составляющей приводит к повышению концентрации зародышей вдоль периметра границы раздела (рис. 2). Такое 3.6а, распределение зародышей ожидается при МЛЭ росте. На рис. 3.6б показаны сечения модельных НВ, выращенных в режимах МЛЭ и CVD. Форма границы раздела капля-вискер для МЛЭ роста чашеобразная, а для CVD – плоская.

Такая морфология границы раздела наблюдалась экспериментально [16, 32] и может быть объяснена влиянием диффузионной компоненты на процесс зарождения. Таким образом, на основе формы границы раздела НВ можно сделать предположение о механизмах роста.

Более высокая концентрация зародышей вдоль периметра границы раздела может быть причиной формирования нанотрубок [22, 105]. Были проведены модельные исследования роста полых вискеров. При увеличении контактного Рис. 3.5. Сечения границы раздела капля-вискер для R=4.5 нм при T=800 K, F=0.05 МС/с (a), T=950 K, F=0.05 МС/с (б), T=800 K, F=0.001 МС/с (в).

Темно-серым цветом обозначено вещество катализатора, светло-серым – материал вискера;

г) области ростовых условий, соответствующие моно- (I) и полицентрическому (II) зарождению;

точки – результаты моделирования, прямая – аппроксимация по методу наименьших квадратов.

Рис. 3.6 а) Сечение границы раздела капля-вискер при малой (1) и большой (2) диффузионной составляющей роста;

б) сечение фрагмента НВ с каплей катализатора на вершине при CVD (1) и МЛЭ (2) росте.

угла между каплей и вискером и уменьшении диаметра НВ встраивание вдоль периметра границы раздела в места, обеспеченные слабым смачиванием, может стать доминирующим механизмом роста. Как показало моделирование, в этом случае в определенном диапазоне ростовых условий возможен рост полых вискеров. Была предложена схема их формирования (рис. 3.7а). На начальной стадии роста капля приподнимается и образует с подложкой контактный угол, соответствующий данной температуре. Поступающее из потока вещество встраивается под каплю, и вдоль периметра границы раздела зарождаются островки. Эти островки, разрастаясь, формируют кольцо, которое препятствует дальнейшему попаданию вещества под каплю и способствует формированию полости. При этом важно, чтобы количество атомов, попадающих под каплю сверху, через объем капли, было мало. Таким образом, условием формирования нанотрубок является слабое смачивание материала вискера веществом затравки и существенный поток атомов, встраивающихся вдоль тройной линии. Так как условия встраивания меняются при изменении внешних условий, то было проведено исследование морфологии НВ в зависимости от температуры и потока поступающего вещества. На рис. 3.7б показаны области ростовых условий, соответствующие росту НВ с различной морфологией. В областях 1 и 5 рост отсутствовал. Рост НВ наблюдался в области 2, в области формировались вискеры с мелкими полостями, а в области 4 – НВ с одной полостью, ориентированной вдоль оси роста. Линии, отделяющие области 1-2 и 2-3, соответствуют росту сплошных НВ, а линии, разграничивающие области 3 4 и 4-5, отвечают росту нанотрубок. В высокотемпературной области 1 рост модельных вискеров прекращался как из-за флуктуационных процессов, например, диффузионного перетекания капли с вершины вискера на боковую грань, так и из-за отсутствия перестроек, предотвращающих разрушение боковых стенок реальных НВ. В области 5 (низкие температуры и большие потоки) вещество, поступающее из потока, покрывает каплю сверху. Переход от роста сплошных вискеров (область 2) к полым (области 3, 4) возможен либо Рис.3.7. Формирование нановискеров с различной морфологией: а – схема формирования полых НВ;

б – условия роста НВ с разной морфологией в координатах T-F (d=4.8 нм): 1 –рост отсутствует;

2 –сплошные НВ;

3 – НВ с мелкими полостями;

4 – нанотрубки;

5 – рост отсутствует. Темно-серым цветом обозначено вещество катализатора, светло-серым – материал вискера;

в – горизонтальное сечение границы раздела капля-подложка в разные моменты времени t, с: 1 – 1, 2 – 7, 3 – 9;

T=800 K;

F=0,05 МС/с;

диаметр исходной капли d=6 нм;

пунктиром обозначено исходное положение капли.

при уменьшении температуры, либо при увеличении потока, так как меняются условия зарождения кольца по периметру границы раздела и становится возможным формирование полости по описанному выше механизму.

Существование промежуточной области 3, в которой формируются вискеры с несколькими мелкими полостями, обусловлено флуктуациями. На вставке к рис. 3.7б показаны сечения модельных вискеров, соответствующих областям 2 4. На рис. 3.7в показано сечение модельной границы раздела капля-подложка в различные моменты времени. Пунктиром обозначено положение исходной полусферической капли.

Толщина стенок трубки, а, следовательно, и диаметр полости зависят от ростовых условий. Рис. 3.8 иллюстрирует изменение внутреннего сечения трубки S (в атомных местах, ат.) с изменением потока F. При F=0.01 МС/с полость отсутствует, а при увеличении потока от 0.015 до 0.055 МС/с среднее сечение полости увеличивается в 8 раз. Разброс значений S изменялся в зависимости от величины потока от ±1 ат. до ±5 ат. Диаметр трубки определяется местом зарождения кольца. Чем больше интенсивность внешнего потока, тем дальше от контакта капля-подложка произойдет зарождение кольца и, следовательно, тем больше будет диаметр полости. Таким образом, увеличение потока приводит к увеличению внутреннего диаметра трубки.

3.3. Зависимость скорости роста НВ Si от диаметра капли Анализ зависимости скорости роста от диаметра вискера позволяет судить о режимах роста, разделяя адсорбционно- и диффузионно стимулированный рост [26]. Скорость роста можно записать как [30]:

где R – радиус капли (нм), – элементарный объем, занимаемый одним атомом в кристалле (нм3), L – длина НВ (нм), t – время роста (с), V – скорость Рис. 3.8. Зависимость среднего сечения полости S (в атомных местах, ат.) от интенсивности потока F при T=800 K, d=4.8 нм;

точки – результаты моделирования, сплошная линия – аппроксимация по методу наименьших квадратов. На вставках показана морфология полых вискеров и их сечения вдоль А-А для точек, обозначенных на графике цифрами 1 и 2.

осаждения (нм/с), Vs – скорость роста подложки (нм/с), C – концентрация полупроводникового материала в капле (нм-3), rl – межатомное расстояние в жидкой фазе, l – среднее время жизни атомов до десорбции в жидкой фазе (с), jdiff – диффузионный поток атомов к вершине НВ (с-1). Первое слагаемое в правой части выражения описывает рост НВ за счет непосредственной адсорбции на поверхность капли, второе – десорбцию с поверхности капли, третье – диффузионную составляющую роста. Монте-Карло моделирование позволяет решить это уравнение в численном виде и найти скорость роста как для предельных случаев (диффузионного и адсорбционного режима), так и для сочетания разных составляющих роста.

На рис. 3.9 представлена модельная зависимость длины нановискеров от времени L(t) для различных диаметров капли в режиме диффузионно стимулированного роста при наличии диффузии через объем и встраивания Si по периметру капли. Видно, что длина приблизительно линейно зависит от времени, что свидетельствует о постоянной скорости роста. Этот результат согласуется с экспериментальными данными для роста НВ методом МЛЭ [16, 31] и CVD [32].

На рис. 3.10 представлены зависимости скорости роста нановискеров от их радиуса dL/dt(R) в диффузионном и адсорбционном режимах. Приведенные на графиках результаты вычислительного эксперимента, обозначенные точками, есть результат усреднения по трем реализациям. В диффузионном режиме рост НВ в основном происходил за счет диффузионного притока вещества с подложки. Как видно из рис. 3.10a-б, скорость роста dL/dt убывает dL/dt~1/R2, при увеличении радиуса причем если доминирующей R, составляющей роста является диффузия вещества через объем капли с последующей кристаллизацией (рис. 3.10a) и если рост dL/dt~1/R, осуществляется преимущественно за счет встраивания вещества вдоль тройной линии (рис. 3.10б). В случае преобладания диффузии вещества через объем капли (в предположении неизменности диаметра вискера) изменение объема Рис. 3.9. Зависимость длины нитевидных кристаллов от времени при различных диаметрах исходной капли золота d0: 1 - 3 нм, 2 – 3.6 нм, 3 – 4.8 нм, – 6 нм (T=800 МС/с).

4 K, F=0. Рис. 3.10. Скорость роста НВ в зависимости от радиуса капли катализатора R:

от 1/R2 (a), 1/R (б) и R (в) в диффузионном (a-б) и адсорбционном режимах (в) при T=800 K, F=0.05 МС/с. Точками обозначены результаты вычислительного эксперимента, кривыми – аппроксимация по методу наименьших квадратов.

вискера за время dt равно dL/dt·R2=F·S, где L и R – длина и радиус НВ (нм), F – величина внешнего потока (нм/с), S – площадь, с которой происходит диффузионный сбор вещества (нм2). Площадь S включает поверхность капли и площадь подложки вокруг вискера, определяемую диффузионной длиной атомов. Так как в модельной системе расстояние между вискерами много меньше диффузионной длины пробега адатомов, то S не зависит от радиуса капли и dL/dt~1/R2. В случае преобладания механизма встраивания dL/dt·R2= (dN/dt)· +F·R2, где – объем, занимаемый одним атомом, dN – количество атомов, встроившихся за время dt вдоль периметра границы раздела капля вискер. Первое слагаемое описывает изменение объема вискера за счет встраивания, а второе – за счет адсорбции вещества непосредственно на поверхность капли. Так как количество встроившихся частиц dN пропорционально длине периметра 2R, то скорость роста dL/dt~1/R. В адсорбционном режиме диффузионный приток вещества к капле мал и рост вискеров осуществляется преимущественно за счет адсорбции на поверхность капли. В этом случае dL/dt=F и определяется только внешним потоком и не зависит от радиуса. Превышение скорости роста НВ над F на рис. 3.10в связано с наличием в модельной системе малой диффузионной составляющей роста.

Таким образом, получая зависимости скорости роста от диаметра, можно судить о режимах и механизмах роста НВ. Отметим, что все три типа зависимостей dL/dt(R) наблюдались экспериментально при различных ростовых условиях [16, 32, 76].

3.4. Зависимость скорости роста НВ Si от условий осаждения На рис. 3.11 представлены зависимости скорости роста НВ V от температуры и интенсивности потока. Скорость роста НВ тем больше, чем больше поток F. Если сравнивать длины НВ при одной и той же осажденной дозе, то большему потоку соответствует меньшая длина. С увеличением потока возрастает концентрация осажденных атомов (адатомов), что приводит к Рис. 3.11. а) Зависимости скорости роста V (1) и длины НВ L после осаждения дозы 2 МС (2) от величины потока F (T=850 K, d0=4.8 нм), на вставках показаны 3D-изображения НВ, соответствующие точкам F=0.005 МС/с – слева и F=0.1 МС/с – справа;

б) Зависимость скорости роста НВ от температуры при F=0.05 МС/с (d=6 нм) для разных энергий активаций Eex_diff и Ess: 1 - Eex_diff =1 эВ, Ess=1 эВ;

2 - Eex_diff =0.9 эВ, Ess=1 эВ, 3 - Eex_diff =1 эВ, Ess=1.1 эВ.

уменьшению диффузионной длины адатома и, как следствие, к формированию на поверхности подложки и боковых стенках вискера островков, обеспечивающих места для встраивания адатомов. Таким образом, с повышением интенсивности потока все большая доля осажденных атомов не доходит до вершины вискера, встраиваясь в основание НВ и изломы на его боковых стенках (рис. 3.11a).

На температурной зависимости скорости роста (рис. 3.11б) можно выделить два участка с разной энергией активации: в низкотемпературной области Ea = 0.5 эВ и Ea = 1 эВ в высокотемпературной области (кривая 1). В низкотемпературной области величина энергии активации близка к найденной экспериментально (0.53±0.02 эВ) [32], но при этом не равна ни одному энергетическому параметру модельной системы. Следует отметить, что Ea в модельной системе была получена для ростовых условий, соответствующих экспериментальной работе [32]. Как видно из рис. 3.11б, в Ea низкотемпературной области меняется при изменении энергии активации обменной диффузии Eex_diff, отвечающей за растворение полупроводникового материала в капле и его кристаллизацию. В высокотемпературной области Ea не зависит от Eex_diff и чувствительна к изменению энергии связи Ess, определяющей диффузию полупроводникового материала по подложке и боковым стенкам вискера.

Заключение к главе Методом Монте-Карло моделирования исследована кинетика роста и морфология однокомпонентных нановискеров. Продемонстрировано, что параметры смачивания материала вискера веществом катализатора существенным образом влияют на морфологию НВ.

Исследовано зарождение нового слоя НВ на границе раздела капля вискер. Показана зависимость формы границы раздела от типа ростового процесса: чашеобразная форма, характерная для МЛЭ, определяется большой диффузионной составляющей роста, а плоская граница раздела соответствует адсорбционному росту, характерному для CVD.

Показано, что при определенном выборе материалов катализатора и подложки возможен рост полых нановискеров. Формирование полых вискеров возможно при большом контактном угле между каплей и вискером и существенном потоке атомов, встраивающихся вдоль тройной линии ПЖК.

Найдены области ростовых условий, соответствующие формированию нанотрубок.

Получены зависимости скорости роста нановискеров от радиуса. В диффузионном режиме скорость роста пропорциональна 1/R2, если рост осуществляется по механизму ПЖК, или ~1/R, если основным вкладом в рост является встраивание вещества вдоль периметра границы раздела капля-вискер.

В адсорбционном режиме скорость роста не зависит от радиуса и определяется только внешним потоком. Анализ зависимости скорости роста от диметра НВ позволяет судить о механизмах роста вискеров.

Оценена энергия активации скорости роста нановискеров: при низких температурах чувствительна к изменению растворимости Ea полупроводникового материала в капле катализатора, при высоких температурах – к изменению диффузии вдоль подложки и боковых стенок НВ.

ГЛАВА 4. Моделирование роста Si-Ge нановискеров 4.1 Аксиальные гетеропереходы Si-Ge в нанопроволоках Важной характеристикой гетеропереходов, определяющей работу электронных приборов, является их резкость. В экспериментальных работах [27, 84] было показано, что в НВ, выращенных по механизму ПЖК, не удается получить атомарно резкие ГП. Важной задачей является выяснение факторов, влияющих на резкость границы раздела двух материалов.

Для моделирования роста аксиальных гетеропереходов была задана 5-ти компонентная система: Si, Ge, Siliq, Geliq, Au, где Siliq, Geliq – кремний и германий в жидкой фазе. Исходная подложка представляла собой поверхность Si(111) размером 100100 а.м., активированную полусферической каплей золота. Диаметр капель варьировался в диапазоне d=3.6-12 нм. Рост кремниевого и германиевого фрагментов вискера производился за счет попеременного включения потоков атомарного Si и Ge (FSi и FGe, соответственно). Условия роста были выбраны в соответствии с экспериментальной работой [77]. Типичные значения потоков FSi=0. монослоев/с (МС/с) и FGe=0.01 МС/с. Температура роста при осаждении и Si, и Ge не менялась и составляла T=800 K. Длительность роста первого Si фрагмента tSi=200 с, а длительность включения Ge источника tGe варьировалась в диапазоне от 20 до 200 с.

При выборе значений энергетических параметров модели учитывалось, что энергии взаимодействия полупроводника и катализатора (EAu-Si, EAu-Ge) должны быть меньше, чем энергии взаимодействия ESi-Si, EGe-Ge и EAu-Au для обеспечения условия слабого смачивания между Si-Au и Ge-Au. Для взаимодействий Si-Ge были выбраны соотношения: EGe-Ge ESi-Si ESi-Ge на основании литературных данных. Принятые в работе значения энергий вытекали из анализа экспериментальной плотности островков в системах Si-Si, Si-Ge, Ge-Ge [106-108], и на основании значений энергий связи для массивных твердых тел (ESi-Si=4.64 эВ, EGe-Ge=3.87 эВ [109]) и температуры плавления Si и Ge (1412 и 958 °С [29]). Моделирование осуществлялось при следующих энергиях ковалентного взаимодействия: ESi-Si=1 эВ, ESi-Ge=1.2 эВ, EGe-Ge=0.95 эВ, EAu-Si=EAu-Ge=0.6 эВ, EAu-Au=1 эВ. Отметим, что при моделировании не учитывалось возможное изменение энергий связи из-за возникновения механических напряжений в системе Si-Ge, так как поверхность вискеров достаточно велика по сравнению с объемом, что способствует эффективной релаксации напряжений.

Вид модельного вискера с аксиальными гетеропереходами приведен на рис. 4.1а. При росте кремниевого НВ в него последовательно было внедрено три тонких слоя Ge. На рис. 4.1б приведен профиль концентрации германия вдоль НВ. Видно, что граница раздела между Si и фрагментами Ge нерезкая, а внедренные слои имеют состав GexSi1-x. На рис. 4.2а приведены профили концентрации германия при различной длительности включения германиевого источника tGe=20, 100, 200 c. Чем больше длительность включения, тем больше максимальная концентрация Ge xmax, достигаемая в слое. Это связано с постепенным изменением состава капли катализатора при переключении потоков. Рост НВ происходит за счет растворения осаждаемого материала в капле катализатора и кристаллизации под каплей. Так как в капле сохраняется стационарная концентрация полупроводникового материла, то скорости растворения и кристаллизации одинаковы. Тогда согласно [87]:

, где – количество атомов Si и Ge в жидкой фазе, растворяющихся в, капле и кристаллизующихся на границе раздела жидкость-кристалл (in и out, соответственно). Количество растворяющихся и кристаллизующихся атомов Si равно:

, Рис. 4.1. а – Si нановискер с тремя аксиальными слоями Ge (Si обозначен светло серым, а Ge – темно-серым цветом): FSi=0.05 МС/с, FGe=0.01 МС/с, d=6 нм, длительность осаждения слоев Ge tGe1=20 c, tGe2=40 c, tGe3=60 c;

б – профиль концентрации Ge вдоль линии А-А, x – доля Ge в слое GexSi1-x.

Рис. 4.2. а – профиль концентрации Ge в слое GexSi1-x для 3-х значений tGe: 1 – c, 2 – 100 с, 3 – 200 с (d=6 нм, FSi=0.05 МС/с, FGe=0.01 МС/с);

б – зависимость максимальной концентрации германия xmax в слое GexSi1-x от интенсивности потока Ge (tGe=20 с).

где – молярная доля Si в растущем кристалле, v – скорость роста (нм), R – радиус капли (нм), – элементарный объем, занимаемый атомом кремния в кристаллической фазе.

Считая, что состав капли катализатора однозначно определяет состав растущего вискера, получаем и При переключении потока Si на Ge количество атомов кремния в капле начинает уменьшаться. Скорость изменения количества вещества в капле равна скорости кристаллизации:

Решение этого уравнения есть, где z=v·t – координата вдоль оси вискера.

Таким образом, даже если переключение источника Si на Ge происходит мгновенно, в капле сохраняется остаточное количество Si, которое постепенно будет кристаллизоваться совместно с Ge. Это приведет к формированию гетероперехода Si-Ge конечной ширины.

Исследовалась кинетика изменения состава капли катализатора при переключении потоков. Скорость изменения состава капли оказалась зависящей от ее диаметра. При включении германиевого источника кремний, растворенный в капле, начинает замещаться германием, поступающим из потока. На рис. 4.3 показано изменение концентрации Si и Ge в капле со временем при включении германиевого источника. Чем больше tGe, тем меньше кремния останется в капле и тем больше будет доля германия в растущем слое.

Рис. 4.3. Изменение концентрации кремния в жидкой фазе Si(liq) (a) и германия в жидкой фазе Ge(liq) (б) в капле со временем для различных диаметров d0 и длительностей включения германиевого источника : 1- d0 =6 нм, 2- d0 =12 нм;

1 – 20 с (сплошные значки), 2 - 100 с (незаштрихованные значки). Стрелками обозначены моменты переключения потоков.

При фиксированной длительности включения германиевого источника xmax зависит от интенсивности потока Ge (рис. 4.2б).

На приведенных профилях концентрации (рис. 4.1б, 4.2а) можно выделить области нарастания и спада концентрации Ge – передний и задний фронт, соответственно. Эти области характеризуют ширину ГП Si-Ge. В работе [87] были получены решения для переднего и заднего фронтов в виде затухающих экспоненциальных функций вида: и nGe(z)=n0-A·exp(-z/) nGe(z)=n0+B·exp(-z/), где n0 – концентрация Ge после выхода на стационар, A, B – коэффициенты, z – координата вдоль оси вискера. Коэффициенты и характеризуют резкость гетерограниц: чем они меньше, тем резче гетеропереход. Моделирование, однако, показало, что экспоненциальная аппроксимация пригодна только для заднего фронта, как это наблюдалось и ранее в экспериментальной работе [27], где передний фронт был описан функцией ошибок nGe(z)= n0+A·Erf(-z/), где – подгоночный параметр. При этом ширина ГП в [27] определялась как расстояние, на котором концентрация Ge возрастает с 10% до 90%. Аналогичным образом резкость ГП определялась и в данной работе.

Исследовалось зависимость резкости гетеропереходов от диаметра НВ, интенсивности потока, растворимости полупроводникового материала в капле катализатора и длительности включения германиевого источника. На рис. 4. показана зависимость резкости переднего фронта гетероперехода от диаметра НВ в различных режимах роста. В адсорбционном режиме с увеличением диаметра резкость гетероперехода уменьшается, а в диффузионном – увеличивается. Ширину ГП можно оценить из выражения: =v·tst, где v – скорость роста НВ, tst – время, необходимое для полного замещения Si на Ge в капле катализатора (время выхода состава GexSi1-x фрагмента НВ на насыщение). В общем случае и v, и·tst зависят от диаметра капли катализатора.

На рис. 4.5 показана зависимость tst от диаметра НВ d. Линейный характер зависимости связан с тем, что количество остаточного кремния Рис. 4.4. Зависимость резкости гетероперехода от диаметра НВ в адсорбционном (a) и диффузионном (б) режимах роста;

в - зависимость полуширины пика Ge от диаметра НВ в диффузионном режиме при tGe tst (tGe=20 с, FSi=0.05 МС/с, FGe=0.01 МС/с). На врезках показаны схемы адсорбционного и диффузионного роста, (a) и (б) соответственно.

Рис. 4.5. Время выхода состава германиевого фрагмента вискера на насыщение в зависимости от диаметра: а) в диффузионном режиме роста;

б) в адсорбционном режиме роста.

пропорционально объему капли ~2/3·d3, а кристаллизация происходит на d2/4.

площади Таким образом, время выхода на стационар прямо пропорционально диаметру d. Выше было показано, что в адсорбционном режиме скорость роста не зависит от диаметра НВ, а в диффузионном – пропорциональна 1/d или 1/d2 (п.3.3, рис. 3.10). Тогда для адсорбционного роста ~d, а для диффузионного либо не зависит от d, либо ~1/d. Если длительность включения германиевого источника меньше, чем время выхода состава GexSi1-x вискера на насыщение, то резкость гетероперехода можно характеризовать не коэффициентами и, а полушириной пика Ge на профиле концентрации.

Зависимость полуширины пика Ge от диаметра НВ выращенного в диффузионном режиме показана на рис. 4.4в. Эта зависимость имеет убывающий характер. Таким образом, в адсорбционном режиме роста размытость ГП ~ d (рис. 4.4а), а в диффузионном режиме является убывающей функцией d (рис. 4.4б, в). Невозможность увеличить резкость ГП за счет уменьшения диаметра вискера является теоретическим предсказанием для МЛЭ роста. Ранее экспериментально при росте аксиальных гетеропереходов Si-Ge методом CVD была получена зависимость (d) [27]. Авторами работы [87] она была аппроксимирована как ~d, хотя анализ этой зависимости показал, что ~dn c n 1. Такое несоответствие мы связываем с тем, что в [87] не учитывается зависимость скорости роста от диаметра НВ, в то время как в работе [27] найдено, что v~d (для малых d) и тогда, согласно нашим рассуждениям, резкость ГП должна зависеть от d как ~d2 (n=2).

Анализ результатов моделирования показал, что ширина ГП почти не зависит от интенсивности потоков (рис. 4.6). Отметим, что изучение резкости ГП проводилось на примере переднего фронта, однако, все полученные результаты качественно описывают и задний фронт. Специальный вычислительный эксперимент показал, что если считать Si и Ge одинаковыми по физико-химической природе, то =. Это согласуется с данными работы [87], в которой Si и Ge рассматривались как изотопы одного и того же Рис. 4.6. Зависимость резкости переднего () и заднего () фронта гетероперехода от интенсивности потока F (tGe=20 с, d=6 нм).

вещества. Однако, все результаты настоящей работы были получены с учетом ряда различий между Si и Ge: разные величины ковалентных связей, растворимости в золоте и поверхностного натяжения расплавов Si-Au и Ge-Au.

Найдено, что решающее влияние на резкость ГП имеет растворимость полупроводникового материала в капле: чем выше растворимость, тем более размыт переход. В соответствии со справочными данными [29], растворимость Ge в золоте выше, чем Si, поэтому задний фронт оказывается менее резким, чем передний () (рис. 4.6). Однако в эксперименте по МЛЭ росту НВ с аксиальными ГП задний фронт оказался более резким [77]. Авторы работы [77] связывают все особенности роста с механических напряжениями, возникающими в Si-Ge ГП, такое предположение можно считать оправданным, т.к. в эксперименте рассматривались вискеры с диаметрами более 100 нм. В нашей модельной системе диаметр вискеров мал, и как отмечалось выше, механические напряжения не существенны. Модельный результат () согласуется с данными эксперимента по росту НВ с аксиальными ГП Si-Ge методом CVD [27], когда удается получить тонкие вискеры.

4.2 Рост GexSi1-x нановискеров Был рассмотрен рост НВ состава GexSi1-x при совместном осаждении Si и Ge (рис. 4.7а). Была исследована зависимость состава нановискеров от их диаметра. Ранее экспериментально было обнаружено, что концентрация Ge возрастает с увеличением диаметра капли В литературе [89, 91].

рассматриваются две возможные причины этого: влияние размеров на кинетику каталитического распада молекул прекурсора (SiH4, GeH4) [89] и эффект Гиббса-Томсона [91]. Нами предлагается альтернативное объяснение наблюдаемой зависимости состава нановискеров GexSi1-x от их диаметра. На рис. 4.7б приведены модельные зависимости концентрации Ge от диаметра НВ для двух ростовых температур, имеющие возрастающий характер аналогично Рис. 4.7. a) 3D вид модельного GexSi1-x вискера;

б) – зависимость состава НВ GexSi1-x от диаметра капли катализатора для двух температур роста T: 1 – K, 2 – 800 K(FPSi =0.01 ML/s;

FPGe = 0.005 ML/s);

в) схема процессов адсорбции-десорбции прекурсоров: белые кружки – Si-содержащие прекурсоры (PSi), серые - Ge-содержащие прекурсоры (PGe), R – радиус нановискера, –диффузионная длина для атомов Si;

г) – изменение состава нановискера GexSi1-x в латеральном направлении.

эксперименту. При моделировании были учтены разные адсорбционные свойства для Si- и Ge-содержащих прекурсоров (PSi и PGe): если PGe адсорбируется преимущественно на капле, а PSi – на капле и на подложке, то процент Ge в НВ будет меняться в зависимости от размера капли (рис. 4.7б). В предельном случае, когда Ge-содержащий прекурсор адсорбируется только на капле, доля Ge в расплаве GexSi1-x пропорциональна R2, а доля Si – (R+)2, где R – радиус капли, – диффузионная длина адатомов, определяющая площадь сбора кремния. В этом случае содержание Ge в растворе GexSi1-x можно записать как a·R2/[a·R2+b·(R+)2], где a, b – коэффициенты, задающие интенсивности потоков Ge и Si соответственно. Коэффициенты a, b зависят от температуры: чем больше температура роста, тем интенсивнее десорбция прекурсоров и тем меньше a и b. Мы рассматривали случай, когда энергия активации десорбции для PGe ниже, чем для PSi. В этом случае с повышением температуры роста содержание Ge в НВ уменьшается, что видно на рис. 4.6б.

Таким образом, возрастание x в НВ состава GexSi1-x с увеличением диаметра мы связываем с разными адсорбционными свойствами кремниевых и германиевых прекурсоров.На рис. 4.7г показано изменение концентрации германия в НВ состава GexSi1-x в латеральном направлении. Состав слоя Si1-xGex неоднороден:

доля германия выше в центре вискера и уменьшается по направлению к периферии. Это тоже связано с разными адсорбционными свойствами Si- и Ge содержащих прекурсоров: так как Si поступает к капле преимущественно за счет диффузии с подложки, то его концентрация выше вдоль тройной линии ПЖК, а следовательно доля германия ниже. Аналогичное латеральное распределение концентрации германия в НВ наблюдалось экспериментально [27], что является дополнительным подтверждением нашей гипотезы о разных адсорбционных свойствах Si- и Ge-содержащих прекурсоров.

Заключение к главе С помощью моделирования методом Монте-Карло рассмотрен процесс формирования гетероструктур Si-Ge в нанопроволоках, выращенных по механизму пар-жидкость-кристалл. Исследован рост аксиальных гетеропереходов Si-Ge в нановискерах. Найдено, что состав гетероструктур GexSi1-x зависит от соотношения потоков и длительностей осаждения германия и кремния. Зависимость состава слоя GexSi1-x от длительности осаждения германия связана с постепенным изменением состава капли при переключении потока (эффект остаточной концентрации). Показано, что при росте по классическому механизму пар-жидкость-кристалл невозможно получить атомарно резкие аксиальные гетеропереходы. Найдено, что резкость переходов зависит от радиуса нановискера: в адсорбционном режиме роста с увеличением диаметра резкость падает, а в диффузионном растет. Увеличение ширины ГП с увеличением диаметра НВ наблюдалось экспериментально при CVD росте.

Невозможность увеличить резкость ГП при уменьшении диаметра вискера является теоретическим предсказанием для МЛЭ роста.

Рассмотрен рост НВ состава GexSi1-x при одновременном осаждении Si- и Ge-содержащих прекурсоров. В предположении разных адсорбционных свойств Si- и Ge-содержащих прекурсоров, дано объяснение неоднородному распределению германия вдоль радиуса НВ и возрастанию концентрации германия с увеличением диаметра капли катализатора, наблюдаемым экспериментально.

ЗАКЛЮЧЕНИЕ 1. Реализована атомарная кинетическая Монте-Карло модель роста нитевидных нанокристаллов на поверхности Si(111), активированной золотом. В модель заложено растворение вещества в капле катализатора с последующим выделением на границе раздела капля/вискер.

Si Рассмотрен рост при наличии и отсутствии диффузионного потока вещества с подложки к затравке. В модельной системе найден ряд эффектов, наблюдаемых экспериментально: формирование капель эвтектического состава при отжиге Si подложки, покрытой золотом, рост вискеров в потоке полупроводникового материала, фасетирование вискеров, уход капли с вершины кристалла, ветвление, диффузионное перетекание маленьких капель золота в большие, захват золота растущим кристаллом.

2. Исследовано влияние смачиваемости подложки веществом затравки на характер роста по механизму ПЖК. Найдено, что параметры смачивания существенным образом влияют на морфологию растущих вискеров.

Определен диапазон модельных параметров системы, позволяющих добиться роста вертикальных и длинных нитевидных кристаллов.

Найдено, что для получения тонких вискеров с оптимальной морфологией, неискривленных и однородных по толщине, необходим правильный выбор катализатора роста: контактный угол между каплей и вискером должен быть достаточно большим. В такой физико-химической системе возможно формирование полых вискеров. Предложен атомарный механизм формирования вискеров с полостью. Определены области модельных ростовых условий, соответствующих росту НВ и нанотрубок.

3. Получены зависимости скорости роста НВ от температуры, скорости осаждения и типа потока (МЛЭ, CVD). С увеличением скорости осаждения увеличивается как вертикальная, так и латеральная скорость роста. Из температурной зависимости скорости роста оценена энергия активации процесса роста нановискеров: при низких температурах Ea чувствительна к изменению растворимости полупроводникового материала в капле катализатора, при высоких температурах – к изменению диффузии вдоль подложки и боковых стенок НВ. В низкотемпературной области величина энергии активации равна 0.5 эВ, что близко к экспериментально найденному значению (0.53±0.02 эВ).

4. Исследованы зависимости скорости роста нановискеров от диаметра в различных режимах роста. В диффузионном режиме скорость роста убывает при увеличении радиуса пропорционально 1/R2, если рост осуществляется по механизму ПЖК, или ~1/R, если основным вкладом в рост является встраивание вещества вдоль тройной линии. В адсорбционном режиме скорость роста не зависит от радиуса и определяется только внешним потоком.

4 Исследован процесс формирования гетероструктур Si-Ge на основе нановискеров (НВ) выращенных по механизму пар-жидкость-кристалл.

Найдено, что при росте аксиальных гетеропереходов невозможно получить атомарно гладкую гетерограницу Si-Ge, что связано с постепенным изменением состава капли катализатора при переключении потоков.

Исследована зависимость состава переходного слоя GexSi1-x от соотношения потоков и длительностей осаждения германия и кремния. Найдено, что ширина аксиальных гетеропереходов Si-Ge зависит от диаметра НВ. В адсорбционном режиме роста она линейно зависит от диаметра, а в диффузионном ширина ГП убывает с увеличением диаметра.

Публикации по теме диссертации 1. Настовьяк А. Г. Исследование механизмов роста нитевидных нанокристаллов методом Монте-Карло моделирования / А. Г. Настовьяк, Н. Л. Шварц // Восьмая всероссийская молодежная конференция по физике полупроводников и опто- и наноэлектронике. Тезисы докладов. 4-8 декабря 2006. - Санкт-Петербург. - С. 74.

2. Nastovjak A. G. Monte Carlo simulation of silicon nanowhiskers growth / A. G. Nastovjak, I. G. Neizvestny, N. L. Shwartz, Z.Sh.Yanovitskaja, A.V.Zverev // 15th Int. Symp. "Nanostructures: Physics and Technology". June 25-29, 2007. - Novosibirsk, Russia. P. 179-180.

3. Настовьяк А. Г. Монте-Карло модель роста нитевидных кристаллов / А. Г. Настовьяк, И. Г. Неизвестный, Н. Л. Шварц, З. Ш. Яновицкая // I Всероссийская конференция «Многомасштабное моделирование процессов и структур в нанотехнологиях». Сборник тезисов докладов.

2008. - Москва, МИФИ. С. 224-225.

4. Nastovjak A. G. Effect of substrate-drop parameters on nanowhiskers morphology / A. G. Nastovjak, I. G. Neizvestny, N. L. Shwartz, E. S. Sheremet, Z. Sh. Yanovitskaja // Proceedings of 9th International Workshops and Tutorials on Electron Devices and Materials EDM-2008. July 1-5, 2008. - Erlagol, Altai. P. 41-44.

5. Настовьяк А. Г. Монте-Карло моделирование роста кремниевых нановискеров на основе механизма пар-жидкость-кристалл / А. Г. Настовьяк, Н. Л. Шварц // Тезисы докладов X всероссийской молодежной конференции по физике полупроводников и наноструктур, полупроводниковой опто- и наноэлектронике. - 1-5 декабря 2008 г. Санкт-Петербург. - C. 35.

6. Настовьяк А. Г. Исследование особенностей роста кремниевых нановискеров методом Монте-Карло моделирования / А. Г. Настовьяк, И. Г. Неизвестный, Н. Л. Шварц // Электроника Сибири. – 2008. - №3. C.

12-14.

7. Настовьяк А. Г. Особенности реализации процесса кристаллизации при Монте-Карло моделировании роста нановискеров / А. Г. Настовьяк, И. Г. Неизвестный, С. В. Усенков, Н. Л. Шварц // Тезисы докладов II Всероссийской конференции "Многомасштабное моделирование процессов и структур в нанотехнологиях". Сборник тезисов докладов. 27-28 мая 2009. Москва. - С. 294-295.

8. Настовьяк А. Г. Механизмы формирования нановискеров: Монте-Карло моделирование / А. Г. Настовьяк, И. Г. Неизвестный, Н. Л. Шварц, Е. С. Шеремет // Автометрия. – 2009. - Т. 45, №4. - С. 72-79.

9. Nastovjak A. G. Monte Carlo simulation of growth condition effect on nanowhisker characteristics Si Au drop / A. G. Nastovjak, I. G. Neizvestny, N. L. Shwartz // Proceedings of the 16th international symposium "Nanostructures: Physics and Technology". June 22-26, 2009. - Minsk, Belarus Republic. - P.157-158.

10.Sheremet E. S. Examination of nanotube growth conditions by Monte Carlo simulation / E. S. Sheremet, A. G. Nastovjak, I. G. Neizvestny, N. L. Shwartz // Proceedings of 10th International Conference and Seminar on Micro/Nanotechnologies and Electron Devices. EDM-2009. - July 1-6, 2009. Erlagol, Altai. - P. 80-82.

11.Настовьяк А. Г. Влияние условий роста на морфологию нановискеров (Монте-Карло моделирование) / А. Г. Настовьяк, И. Г. Неизвестный, Н. Л. Шварц // 9-я Российская конференция по физике полупроводников.

Cборник тезисов. 28.09-3.10 2009 г. - Новосибирск-Томск. C. 53.

12.Nastovjak A. G. Examination of nanowhisker growth mechanisms by Monte Carlo simulation / A. G. Nastovjak, I. G. Neizvestny, N. L. Shwartz // Abstract of IUPAC 5th International Symposium on Novel Materials and their Synthesis (NMS-V) & 19th International Symposium on Fine Chemistry and Functional Polymers. 18-24 October, 2009. - Shanghai, China. - P.109.

13.Настовьяк А. Г. Особенности реализации процесса кристаллизации при Монте-Карло моделировании роста нановискеров / А. Г. Настовьяк, И. Г. Неизвестный, С. В. Усенков, Н. Л. Шварц // Известия ВУЗов (Физика). – 2009. - Вып. 11. С.52-57.

14.Настовьяк А. Г. Моделирование роста нановискеров методом Монте Карло / А. Г. Настовьяк, И. Г. Неизвестный, Н. Л. Шварц, З. Ш.

Яновицкая // ФТП. – 2010. - Т.44, Вып.1. С. 130-135.

15.Nastovjak A. G. Monte Carlo simulation of Si-Ge nanowhisker growth / A. G. Nastovjak, I. G. Neizvestny, N. L. Shwartz // Proceedings of the 18th International Symposium "Nanostructures: Physics and Technology". - June 21-26, 2010. - St.Petersburg, Russia. - P.179-180.

16.Nastovjak A. G. Effect of growth conditions and catalyst material on nanowhisker morphology: Monte Carlo simulation / A. G. Nastovjak, I. G. Neizvestny, N. L. Shwartz // Solid State Phenomena. – 2010. - Vols. 156 158. - P. 235-240.

17.Nastovjak A. G. Abruptness of axial Si-Ge heterojunctions in nanowires / A. G. Nastovjak, I. G. Neizvestny, N. L. Shwartz // Proceedings of 11th International Conference and Seminar on Micro/Nanotechnologies and Electron Devices. EDM-2010. June 30 - July 4, 2010. - Erlagol, Altai. - P. 55 58.

18.Nastovjak A. G. Peculiarities of vapor-liquid-solid process realization in Monte Carlo model of nanowhisker growth / A. G. Nastovjak, N. L. Shwartz, Y. V. Titovskaya // Proceedings of 11th International Conference and Seminar on Micro/Nanotechnologies and Electron Devices. EDM-2010. - June 30 - July 4, 2010. - Erlagol, Altai. - P. 64-67.

19.Nastovjak A. G. Examination of Si-Ge heterostructure nanowire growth using Monte Carlo simulation / A. G. Nastovjak, I. G. Neizvestny, N. L. Shwartz //

Abstract

book of the 30th International Conference on the Physics of Semiconductors. ICPS-30", Coex, Seoul, Korea. - July 25-30, 2010. - P.709.

20.Nastovjak A. G. Possibilities of Monte Carlo simulation for examination of nanowhisker growth / A. G. Nastovjak, I. G. Neizvestny, N. L. Shwartz // Pure Appl. Chem. – 2010. - Vol. 82, N 11. - P. 2017-2025.

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ 1. Гиваргизов Е. И. Рост нитевидных и пластинчатых кристаллов из пара / Е. И. Гиваргизов. - Москва : Наука, 1977. - 304 стр.

2. Zhao X. Quantum connement and electronic properties of silicon nanowires / X. Zhao, C. M. Wei, L. Yang, M. Y. Chou // PRL. - 2004. - Vol. 92. P. 236805-1-4.

3. Fagas G. Ballistic conductance in oxidized Si nanowires / G. Fagas, J. C.

Greer // Nano Lett.. - 2009. - Vol. 9, N 5. - P. 1856-1860.

4. Persson M. P. Electronic structure of nanometer-scale GaAs whiskers / M. P.

Persson, H. Q. Xu // APL. - 2002. - Vol. 81, N 7. - P. 1309-1311.

5. Bjork M. T. Nanowire resonant tunneling diodes / M. T. Bjork, B. J. Ohlsson, C. Thelander, A. I. Persson, K. Deppert, L. R. Wallenberg, L. Samuelson // APL. – 2002. - Vol. 81, N 23. - P. 4458-4460.

6. De Franceschi S. Single-electron tunneling in InP nanowires / S. De Franceschi, J. A. van Dam, E. P. A. M. Bakkers, L. F. Feiner, L. Gurevich, L. P. Kouwenhoven // APL. - 2003. - Vol. 83, N 2. - P. 344-346.

7. Kim S. Integrating phase-change memory cell with Ge nanowire diode for crosspoint memory - experimental demonstration and analysis / S. Kim, Y. Zhang, J. P. McVittie, H. Jagannathan, Y. Nishi, H.-S. P. Wong // IEEE Transactions on electron devices. – 2008. - Vol. 55, N 9. - P. 2307-2313.

8. Lugstein A. Scalable approach for vertical device integration of epitaxial nanowires / A. Lugstein, M. Steinmair, C. Henkel, E. Bertagnolli // Nano Lett. – 2009. - Vol. 9, N 5. - P. 1830-1834.

9. Goldberger J. Silicon vertically integrated nanowire field effect transistors / J. Goldberger, A. I. Hochbaum, R. Fan, P. Yang // Nano Lett. – 2006. - Vol.

6, N 5. - P. 973-977.

10. Bryllert T. Vertical high-mobility wrap-gated InAs nanowire transistor / T. Bryllert, L. Wernersson, L.E. Froberg, L. Samuelson // IEEE Electron Device Letters. – 2006. - Vol. 27, N 5. - P. 323-325.

11. Гиваргизов Е. И. Управляемый рост нитевидных кристаллов и создание монокристаллических вискерных зондов / Е. И. Гиваргизов // Кристаллография. - 2006. - Т. 51, №5. – C. 947-953.

12. Patolsky F. Nanowire-based nanoelectronic devices in the life sciences / F. Patolsky, B. P. Timko, G. Zheng, Ch. M. Lieber // MRS bulletin. - 2007. Vol. 32. - P. 142-149.

13. Koto M. Vertical germanium nanowire arrays in microfluidic channels for charged molecule detection / M. Koto, P. W. Leu, P. C. McIntyre // J.

Electrochem. Soc. - 2009. – Vol. 156, N 2. - P. K11-K16.

14. Dick K. A. Failure of the vapor-liquid-solid mechanism in Au-assisted MOVPE growth of InAs nanowires / K. A. Dick, K. Deppert, T. Martensson, B. Mandl, L. Samuelson, W. Seifert // Nano Lett. - 2005. - Vol. 5, N 4. – P.

761-764.

15. Kikkawa J. Growth rate of silicon nanowires / J. Kikkawa, Y. Ohno, S. Takeda // APL. - 2005. - Vol. 86. - P. 123109-1-3.

16. Zakharov N. Growth of Si whiskers by MBE: Mechanism and peculiarities / N. Zakharov, P. Werner, L. Sokolov, U. Gosele // Physica E. – 2007. - Vol.

37, Is. 1-2. - P. 148-152.

17. Сошников И. П. Формирование массивов нитевидных GaAs нанокристаллов на подложке Si (111) методом магнетронного осаждения / И. П. Сошников, В. Г. Дубровский, Н. В. Сибирев, В. Т. Барченко, А. В. Веретеха, Г. Э. Цырлин, В. М. Устинов // Письма в ЖТФ. – 2006. Т. 32, Вып. 12. С. 28-33.

18. Plante M. C. Growth mechanisms of GaAs nanowires by gas source molecular beam epitaxy / M. C. Plante, R. R. LaPierre // J. Cryst. Growth. – 2006. - Vol. 286. - P. 394-399.

19. Wang K. Morphology of Si nanowires fabricated by laser ablation using gold catalysts / K.Wang, S.Y. Chung, D. Kim // Appl. Phys. A. – 2004. – Vol. 79. P. 895-897.

20. Westwater J. Growth of silicon nanowires via gold/silane vapor-liquid-solid reaction / J. Westwater, D. P. Gosain, S. Tomiya, S. Usui, H. Ruda // J. Vac.

Sci. Technol. B. -1997. – Vol. 15, N 3. - P. 554-557.

21. Regolin I. Growth and characterisation of GaAs/InGaAs/GaAs nanowhiskers on (111) GaAs // I. Regolin, D. Sudfeld, S. Luttjohann, V. Khorenko, W. Prost, J. Kastner, G. Dumpich, C. Meier, A. Lorke, F.-J. Tegude // J. Cryst. Growth. - 2007. - Vol.298. - P. 607-611.

22. Bakkers E. P. A. M. Synthesis of InP nanotubes / E. P. A. M. Bakkers, M. A. Verheijen // J. Am. Chem. Soc. - 2003. – Vol. 125, N 12. - P. 3440 3441.

23. Quitoriano N. J. Single-crystal, Si nanotubes, and their mechanical resonant properties / N. J. Quitoriano, M. Belov, S. Evoy, T. I. Kamins // Nano Lett. 2009. - Vol. 9, N 4. - P. 1511-1516.

24. Wu Zh. Charge separation via strain in silicon nanowires / Zh. Wu, J. B. Neaton, J. C. Grossman // Nano Lett. – 2009. - Vol. 9, N 6. – P. 2418 2422.

25. Vo T. First principles simulations of the structural and electronic properties of silicon nanowires / T. Vo, A. J. Williamson, G. Galli // Phys. Rev. B. - 2006.

Vol. 74. - P. 045116-1-12.

26. Dubrovskii V. G. General form of the dependences of nanowire growth rate on the nanowire radius / V. G. Dubrovskii, N. V. Sibirev // J. Cryst. Growth. 2007. – Vol. 304. - P. 504-513.

27. Clark T. E. Diameter dependent growth rate and interfacial abruptness in vapor-liquid-solid Si/Si1-xGex heterostructure nanowires / T. E. Clark, P. Nimmatoori, K.-K. Lew, L. Pan, J. M. Redwing, E. C. Dickey // Nano Lett.

– 2008. - Vol. 8, N 4. - P. 1246-1252.

28. Wagner R. S. Study of the filamentary growth of silicon crystals from vapor / R. S. Wagner, W. C. Ellis, K. A. Jackson, S. M. Arnold // J. Appl. Phys. – 1964. - Vol. 35, N 10. - P. 2993-3000.

29. Вол А. Е. Строение и свойства двойных металлических систем / А. Е. Вол. – Москва : Физматгиз, 1962. – 814 стр.

30. Dubrovskii V. G. Diffusion-induced growth of GaAs nanowhiskers during molecular beam epitaxy: Theory and experiment / V. G. Dubrovskii, G. E. Cirlin, I. P. Soshnikov, A. A. Tonkikh, N. V. Sibirev, Yu. B. Samsonenko, V. M. Ustinov // Phys. Rev. B. – 2005. - Vol. 71. – P.

205325-1-6.

31. Schubert L. Silicon nanowhiskers grown on 111Si substrates by molecular beam epitaxy / L. Schubert, P. Werner, N. D. Zakharov, G. Gerth, F. M. Kolb, L. Long, U. Gosele, T. Y. Tan // APL. – 2004. - Vol. 84, N. 24. - P. 4968 4970.

32. Kodambaka S. Diameter-independent kinetics in the vapor-liquid-solid growth of Si nanowires / S. Kodambaka, J. Tersoff, M. C. Reuter, F. M. Ross // Phys. Rev. Lett. – 2006. - Vol. 96. – P. 096105-1-4.

33. Krishnamachari U. Defect-free InP nanowires grown in [001] direction on InP (001) / U. Krishnamachari, M. Borgstrom, B. J. Ohlsson, N. Panev, L.

Samuelson, W. Seifert, M. W. Larsson, L. R. Wallenberg // APL. – 2004. Vol. 85, N 11. - P. 2077-2079.

34. Massalski T. B. Binary alloy Phase Diagrams / T. B. Massalski, H. Okamoto, P. R. Subramanian, L. Kacprzak. - ASM International: Material Park, OH, 1990.

35. Найдич Ю. В. Исследование капиллярных явлений и смачиваемости при кристаллизации сплавов по линиям фазового равновесия диаграмм состояния. Физическая химия конденсированных фаз, сверхтвердых материалов и их границ раздела / Ю. В. Найдич, В. М. Перевертайло, Л.

П. Обущак. – Киев: Наукова думка, 1975. с. 3.

36. Sutter E. Phase diagram of nanoscale alloy particles used for vapor-liquid solid growth of semiconductor nanowires / E. Sutter, P. Sutter // Nano Lett. – 2008. - Vol. 8, N 2. - P. 411-414.

37. Hourlier D. The answer to the challenging question: Is there a size limit of nanowires? / D. Hourlier, P. Perrot // J. Nano Research. – 2008. - Vol. 4. – P.

135-144.

38. Schwalbach E. J. Phase equilibrium and nucleation in VLS-grown nanowires / E. J. Schwalbach, P. W. Voorhees // Nano Lett. – 2008. - Vol. 8, N 11. - P.

3739-3745.

39. Kodambaka S. Germanium nanowire growth below the eutectic temperature / S. Kodambaka, J. Tersoff, M. C. Reuter, F. M. Ross // Science. – 2007. - Vol.

316. - P. 729-732.

40. Jagannathan H. Nature of germanium nanowire heteroepitaxy on silicon substrates / H. Jagannathan, M. Deal, Y. Nishi, J. Woodruff, C. Chidsey, P. C. McIntyre / J. Appl. Phys. – 2006. - Vol. 100. – P. 024318-1-10.

41. Janik E. ZnTe nanowires grown on GaAs(100) substrates by molecular beam epitaxy / E. Janik, J. Sadowski, P. Dluzewski, S. Kret, L. T. Baczewski, A. Petroutchik, E. lusakowska, J. Wrobel, W. Zaleszczyk, G. Karczewski, T.

Wojtowicz, A. Presz // APL. – 2006. - Vol. 89. – P. 133114-1-3.

42. Цырлин Г. Э. Диффузионный механизм роста нановискеров GaAs и AlGaAs в методе молекулярно-пучковой эпитаксии / Г. Э. Цырлин, В. Г. Дубровский, Н. В. Сибирев, И. П. Сошников, Ю. Б. Самсоненко, А. А. Тонких, В. М. Устинов / ФТП. – 2005. – Т. 39, Вып. 5. - C. 587-594.

43. Tateno K. Vertical GaP nanowires arranged at atomic steps on Si(111) substrates / K. Tateno, H. Hibino, H. Gotoh, H. Nakano // APL. – 2006. - Vol.

89. - P. 033114-1-3.

44. Wan Q. Vertically aligned tin-doped indium oxide nanowire arrays: Epitaxial growth and electron field emission properties / Q. Wan, P. Feng, T. H. Wang // APL. – 2006. - Vol. 89. P. 123102-1-3.

45. Fan H. J. Well-ordered ZnO nanowire arrays on GaN substrate fabricated via nanosphere lithography / H. J. Fan, B. Fuhrmann, R. Scholz, F. Syrowatka, A. Dadgar, A. Krost, M. Zacharias // J. Cryst. Growth. – 2006. - Vol. 287. - P.

34-38.

46. Zhang G. Au-assisted growth approach for vertically aligned ZnO nanowires on Si substrate / G. Zhang, A. Nakamura, T. Aoki, J. Temmyo, Y. Matsui // APL. – 2006. - Vol. 89. P. 113112-1-3.

47. Kamins T. I. Ti-catalyzed Si nanowires by chemical vapor deposition:

Microscopy and growth mechanisms / T. I. Kamins, R. Stanley Williams, D. P. Basile, T. Hesjedal, J. S. Harris // J. Appl. Phys. – 2001. - Vol. 89, N 2.

P. 1008-1016.

48. Feng S. Q. The growth mechanism of silicon nanowires and their quantum confinement effect / S. Q. Feng, D. P. Yu, H. Z. Zhang, Z. G. Bai, Y. Ding // J. Cryst. Growth. – 2000. - Vol. 209. P. 513-517.

49. Ke Y. Fabrication and electrical properties of Si nanowires synthesized by Al catalyzed vapor-liquid-solid growth / Y. Ke, X. Weng, J. M. Redwing, Ch. M. Eichfeld, Th. R. Swisher, S. E. Mohney, Y. M. Habib // Nano Lett. – 2009. - Vol. 9, N 12. - P. 4494-4499.

50. Wang Z. W. Structures and energetics of indium-catalyzed silicon nanowires.

Z. W. Wang, Z. Y. Li // Nano Lett. – 2009. - Vol. 9, N 4. - P. 1467-1471.

51. Wen C.-Y. Structure, growth kinetics, and ledge flow during vapor-solid-solid growth of copper-catalyzed silicon nanowires / C.-Y. Wen, M. C. Reuter, J. Tersoff, E. A. Stach, F. M. Ross // Nano Lett. – 2010. - Vol. 10. - P. 514 519.

52. Chung S. Silicon nanowire devices / S. Chung, J. Yu, J. R. Heath // APL. – 2000. - Vol. 76, N 15. - P. 2068-2070.

53. Woo R. L. Kinetic control of self-catalyzed indium phosphide nanowires, nanocones, and nanopillars / R. L. Woo, L. Gao, N. Goel, M. K. Hudait, K. L. Wang, S. Kodambaka, R. F. Hicks // Nano Lett. – 2009. - Vol. 9, N 6. P. 2208-2211.

54. Mattila M. Catalyst-free growth of In(As)P nanowires on silicon / M. Mattila, T. Hakkarainen, H. Lipsanen, H. Jiang, E. I. Kauppinen // APL. – 2006. - Vol.

89. P. 063119-1-3.

55. Morral A.F. i Nucleation mechanism of gallium-assisted molecular beamepitaxy growth of gallium arsenide nanowires / A. F. i Morral, C. Colombo, G. Abstreiter, J. Arbiol, J. R. Morante // APL. – 2008. – Vol. 92.

- P. 063112.

56. Mohammad S. N. Investigation of the oxide-assisted growth mechanism for nanowire growth and a model for this mechanism / S. N. Mohammad // J. Vac. Sci. Technol. B. – 2008. - Vol. 26, N 6. - P. 1993-2007.

57. Zhang Y. F. One-dimensional growth mechanism of crystalline silicon nanowires / Y. F. Zhang, Y. H. Tang, N. Wang, C. S. Lee, I. Bello, S. T. Lee // J. Cryst. Growth. – 1999. - Vol. 197. – P. 136-140.

58. Dujardin R. Growth mechanism of Si nanowhiskers and SiGe heterostructures in Si nanowhiskers: X-ray scattering and electron microscopy investigations / R. Dujardin, V. Poydenot, T. Devillers, V. Favre-Nicolin, P. Gentile, A. Barski // APL. – 2006. - Vol. 89. P. 153129-1-3.

59. Сошников И. П. Исследование основных закономерностей формирования массивов нитевидных нанокристаллов GaAs методом магнетронного осаждения И. П. Сошников, Г. Э. Цырлин, / В. Г. Дубровский, А. В. Веретеха, А. Г. Гладышев, В. М. Устинов // ФТТ.

– 2006. – Т. 48, Вып. 4. - С. 737-741.

60. Ross F. M. Sawtooth faceting in silicon nanowires / F. M. Ross, J. Tersoff, M. C. Reuter // Phys.Rev. Lett. – 2005. - Vol. 95. – P. 146104-1-4.

61. Сошников И. П. Некоторые особенности формирования нанометровых нитевидных кристаллов на подложках GaAs (100) методом МПЭ / И. П. Сошников, А. А. Тонких, Г. Э. Цырлин, Ю. Б. Самсоненко, В. М. Устинов / Письма в ЖТФ. – 2004. – Т. 30, Вып. 18. С. 28-35.

62. Wu Z. H. Growth of Au-catalyzed ordered GaAs nanowire arrays by molecular-beam epitaxy / Z. H.Wu, X. Y.Mei, D. Kim, M. Blumin, H. E. Ruda // APL. – 2002. - Vol. 81, N 27. P. 5177-5179.

63. Noborisaka J. Catalyst-free growth of GaAs nanowires by selective-area metalorganic vapor-phase epitaxy / J. Noborisaka, J. Motohisa, T. Fukui // APL. – 2005. - Vol. 86. – P. 213102-1-3.

64. Ohlsson B. J. Size-, shape-, and position-controlled GaAs nano-whiskers // B. J. Ohlsson, M. T. Bjork, M. H. Magnusson, K. Deppert, L. Samuelson, L. R. Wallenberg // APL. – 2001. - Vol. 79, N 20. - P. 3335-3337.

65. Paiano P. Size and shape control of GaAs nanowires grown by metalorganic vapor phase epitaxy using tertiarybutylarsine / P. Paiano, P. Prete, N. Lovergine, A. M. Mancini // J. Appl. Phys. – 2006. - Vol. 100. – P.

094305-1-4.

66. Pauzauskie J. Nanowire photonics / J. Pauzauskie, P. Yang // Materialstoday.

– 2006. - Vol. 9, N 10. – P. 36-45.

67. Takeda S. Formation mechanism of nanocatalysts for the growth of silicon nanowires on a hydrogen-terminated Si{111} surface template / S. Takeda, K. Ueda, N. Ozaki, Y. Ohno // APL. – 2003. - Vol. 82, N. 6. – P. 979-981.

68. Snoeck J.-W. Filamentous Carbon Formation and Gasification:

Thermodinamics, Driving Force, Nucleation, and Steady-State Growth / J. W. Snoeck, G. F. Fromen, M. Fowles // J. of Catalysis. – 1997. - Vol. 69. – P.

240 – 249.

69. Yan Ch. Single crystalline semi-nanotubes of indium germinate / Ch. Yan, T. Zhang, P. S. Lee // Crystal Growth & Design. – 2008. - Vol. 8, N 9. P.

3144-3147.

70. Chen Y.-W. Self-assembled silicon nanotubes grown from silicon monoxide / Y.-W. Chen, Y.-H. Tang, L.-Zh. Pei, Ch. Guo // Adv. Mater. – 2005. - Vol.

17, N 5. - P. 564-567.

71. Huang J. From germanium nanowires to germanium-silicon oxide nanotubes:

influence of germanium tetraiodide precursor / J. Huang, W. K. Chim, S. Wang, S. Y. Chiam, L. M. Wong // Nano Lett. – 2009. - Vol. 9, N 2. – P.

583 – 589.

72. Tuan H.-Y. Silicon nanowires and Silica Nanotubes Seeded by Copper nanoparticles in an Organic Solvent / H.-Y. Tuan, A. Ghezelbash, B. A. Korgel // Chem Mater. – 2008. - Vol. 20. - P. 2306 – 2313.

73. Славинский М. П. Физико-химические свойства элементов / М. П. Славинский. – Москва : Металлургиздат, 1952. - 766 стр.

74. Seifert W. Growth of one-dimensional nanostructures in MOVPE / W. Seifert, M. Borgstrom, K. Deppert, K. A. Dick, J. Johansson, M. W. Larsson, T. Martensson, N. Skold, C. P. T. Svensson, B.A. Wacaser, L. R. Wallenberg, L. Samuelson // J. Cryst. Growth. – 2004. - Vol. 272. – P.

211–220.

75. Lew K. Growth characteristics of silicon nanowires synthesized by vapor liquid-solid growth in nanoporous alumina templates / K. Lew, J. M. Redwing // J. Cryst. Growth. – 2003. - Vol. 254. - P. 14–22.

76. Дубровский В. Г. О роли поверхностной диффузии адатомов при формировании нанометровых нитевидных кристаллов / В. Г. Дубровский, Н. В. Сибирев, Р. А. Сурис, Г. Э. Цырлин, В. М. Устинов, M. Tchernycheva, J. C. Harmand / ФТП. – 2006. – Т. 40, Вып. 9. - С. 1103-1110.

77. Zakharov N. D. Growth phenomena of Si and Si/Ge nanowires on Si(111) by molecular beam epitaxy / N. D. Zakharov, P. Werner, G. Gerth, L. Schubert, L. Sokolov, U. Gosele // J. Cryst. Growth. – 2006. - Vol. 290. - P. 6-10.

78. Goldthorpe I. A. Inhibiting strain-induced surface roughening: dislocation free Ge/Si and Ge/SiGe core-shell naniwires / I. A. Goldthorpe, A. F. Marshall, P. C. Mclntyre // Nano Lett. – 2009. - Vol. 9, N 11. - P. 3715 3719.

79. Chen Ch. Self-directed growth of AlGaAs coreshell nanowires for visible light applications / Ch. Chen, Sh. Shehata, C. Fradin, R. LaPierre, Ch. Couteau, G. Weihs // Nano Lett. – 2007. - Vol. 7, N 9. - P. 2584-2589.

80. Krogstrup P. Junctions in axial III-V heterostructure nanowires obtained via an interchange of group III elements / P. Krogstrup, J. Yamasaki, C. B. Sorensen, E. Johnson, J. B. Wagner, R. Pennington, M. Aagesen, N. Tanaka, J. Nygard // Nano Lett. – 2009. - Vol. 9, N 11. - P. 3689-3693.

81. Xiang J. Ge/Si nanowire heterostructures as high-performance field-effect transistors / J. Xiang, W. Lu, Y. Hu, Y. Wu, H. Yan, Ch. M. Lieber // Nature.

– 2006. - Vol. 441. - P. 489-493.

82. Jiang X. InAs/InP radial nanowire heterostructures as high electron mobility devices / X. Jiang, Q. Xiong, S. Nam, F. Qian, Y. Li, Ch. M. Lieber // Nano Lett. – 2007. - Vol. 7, N 10. - P. 3214-3218.

83. Spirkoska D. GaAs nanowires and related prismatic heterostructures / D. Spirkoska, G Abstreiter, A Fontcuberta i Morral Semicond // Sci. Technol.

– 2009. – Vol. 24. – P. 113001-1-13.

84. Wu Y. Block-by-block growth of single-crystalline Si/SiGe superlattice nanowires / Y. Wu, R. Fan, P. Yang // Nano Lett. – 2002. - Vol. 2, N 2. - P.

83-86.

85. Bjork M. T. Donor deactivation in silicon nanostructures / M. T. Bjork, H. Schmid, J. Knoch, H. Riel, W. Riess // Nature Nanotechnol. – 2009. - Vol.

4. - P. 103-107.

86. Wen C.-Y. Formation of compositionally abrupt axial heterojunctions in silicon-germanium nanowires / C.-Y. Wen, M. C. Reuter, J. Bruley, J. Tersoff, S. Kodambaka, E. A. Stach, F. M. Ross // Science. – 2009. - Vol.

326. - P. 1247-1250.

87. Li N. Tranzition region width of nanowire hetero- and pn-junctions grown using vapor-liquid-solid processes / N. Li, T. Y. Tan, U. Gosele // Appl. Phys.

A. – 2008. - Vol. 90. - P. 591-596.

88. Givan U. Pressure-modulated alloy composition in Si(1-x)Gex nanowires / U. Givan, F. Patolsky // Nano Lett. – 2009. - Vol. 9, N 5. – P. 1175-1779.

89. Yang J.-E. Band-gap modulation in single-crystalline Si1-xGex nanowires / J. E. Yang, Ch.-B. Jin, Ch.-J. Kim, M.-H. Jo // Nano Lett. – 2006. - Vol. 6, N 12. - P. 2679-2684.

90. Paul D. J. Si/SiGe heterostructures: from material and physics to devices and circuits / D. J. Paul // Semicond. Sci. Technol. - 2004. – Vol. 19, N 10. - P.

R75-R108.

91. Zhang X. Diameter-dependent composition of vapor-liquid-solid grown Si1-x Gex nanowires / X. Zhang, K.-K. Lew, P. Nimmatoori, J. M. Redwing, E. C. Dickey // Nano Lett. – 2007. – Vol. 7. – P. 3241-3245.

92. Qi Ch. SiGe nanowire growth and characterization / Ch. Qi, G. Goncher, R. Solanki, J. Jordan // Nanotechnology. – 2007. – Vol. 18. – P. 075302-1-5.

93. Dubrovskii V. G. Growth rate of a crystal facet of arbitrary size and growth kinetics of vertical nanowires / V. G. Dubrovskii, N. V. Sibirev // Phys. Rev.

E. – 2004. - Vol. 70. P. 031604-1-7.

94. Givargizov E. I. Fundamental aspects of VLS growth / E. I. Givargizov // J.

Cryst. Growth. 1975. - Vol. 31. - P. 20-30.

95. Дубровский В. Г. Кинетическая модель роста нанометровых нитевидных кристаллов по механизму "пар-жидкость-кристалл" / В. Г. Дубровский, Н. В. Сибирев, Г. Э. Цырлин // Письма в ЖТФ. 2004. - Т. 30, Вып. 16. - С.

41-50.

96. Nomura Y. Surface diffusion length of Ga adatoms on (111)B surfaces during molecular beam epitaxy / Y. Nomura, Y. Morishita, S. Goto, Y. Katayama, T. Isu // APL. – 1994. - Vol. 64, N 9. - P. 1123-1125.

97. Dubrovskii V. G. Theoretical analysis of the vapor-liquid-solid mechanism of nanowire growth during molecular beam epitaxy / V. G. Dubrovskii, N. V. Sibirev, G. E. Cirlin, J. C. Harmand, V. M. Ustinov / Phys. Rev. E. – 2006. - Vol. 73. - P. 021603-1-10.

98. Tan T. Y. Is there a thermodynamic size limit of nanowires grown by the vapor-liquid-solid process? / T. Y. Tan, N. Li, U. Gosele // APL. – 2003. Vol. 83, N 6. - P. 1199-1201.

99. Wang H. Role of liquid droplet surface diffusion in the vapor-liquid-solid whisker growth mechanism / H. Wang, G. S. Fischman // J. Appl. Phys. – 1994. - Vol. 76, N 3. P. 1557-1562.

100. Akiyama T. Stacking sequence preference of pristine and hydrogen terminated Si nanowires on Si(111) substrates / T. Akiyama, K. Nakamura, T. Ito // Phys. Rev. B. – 2006. - Vol. 74. – P. 033307-1-4.

101. Kagimura R. Structures of Si and Ge nanowires in the subnanometer range / R. Kagimura, R.W. Nunes, H. Chacham // Phys. Rev. Lett. – 2005. - Vol. 95.

– P. 115502-1-4.

102. Cao J. X. Sharp corners in the cross section of ultrathin Si nanowires / J. X. Cao, X. G. Gong, J. X. Zhong, R. Q. Wu // Phys. Rev. Lett. – 2006. Vol. 97. P. 136105-1-4.

103. Neizvestny I. G. 3D-model of epitaxial growth on porous {111} and {100} SI surfaces / I. G. Neizvestny, N. L. Shwartz, Z. Sh. Yanovitskaya, A. V. Zverev // Comput. Phys. Commun. – 2002. – Vol. 147. – P. 272-275.

104. Зверев А. В. Монте-Карло моделирование процессов роста наноструктур с алгоритмом планирования событий на шкале времени / А. В. Зверев, К. Ю. Зинченко, Н. Л. Шварц, З. Ш. Яновицкая // Российские нанотехнологии. – 2009. - № 3-4. - С. 85-93.

105. Yan C. Catalytic growth of germanium oxide nanowires, nanotubes, and germanium nanowires: temperature-dependent effect / C. Yan, M. Y. Chan, T. Zhang, P. S. Lee // J. Phys. Chem. C. – 2009. – Vol. 113. – P. 1705.

106. Voigtlander B. Fundamental processes in Si/Si and Ge/Si epitaxy studied by scanning tunneling microscopy during growth / B.Voigtlander // Surf. Science Rep. – 2001. - Vol.43. - P.127-254.

107. Cherepanov V. Influence of material, surface reconstruction, and strain on diffusion at the Ge(111) surface / V. Cherepanov, B. Voigtlander // Phys.

Rev. B. – 2004. - Vol.69. - P.125331-1-8.

108. Zverev A. V. Causes of the stability of three-bilayer islands and steps on a Si (111) surface / Zverev A. V., Neizvestny I. G., Reizvikh I. A., Romanyuk K. N., Teys S. A., Shwartz N. L., Yanovitskaya Z. Sh. // Semiconductors. - 2005. - Vol. 39, N 8. - P. 967–977.

109. Китель Ч. Введение в физику твердого тела / Ч. Китель. – Москва :

Наука, 1978. – 792 стр.



Pages:     | 1 ||
 














 
2013 www.netess.ru - «Бесплатная библиотека авторефератов кандидатских и докторских диссертаций»

Материалы этого сайта размещены для ознакомления, все права принадлежат их авторам.
Если Вы не согласны с тем, что Ваш материал размещён на этом сайте, пожалуйста, напишите нам, мы в течении 1-2 рабочих дней удалим его.